Al2O3工程陶瓷（通用7篇）
Al2O3工程陶瓷 篇1
Al2O3工程陶瓷是一种先进的特种陶瓷, 是现代陶瓷的一部分, 不但具有高硬度、高熔点、高弹性模量、低密度、低热膨胀系数、抗腐蚀和抗氧化等特点, 而且还具有优良的耐磨性和耐热性、高温强度高、重量轻、自润滑性及环境耐久性优良等特点, 广泛应用于机械设备及其它多种工业领域。因其硬而脆, 难以采用传统的车、铣、钻等方法进行机械加工, 激光加热辅助切削技术是解决工程陶瓷材料难加工问题的有效方法之一。
激光加热切削技术是在切削过程中以激光束为热源, 对工件进行局部加热, 使其硬度和强度下降, 同时利用刀具将软化材料去除, 达到提高零件加工精度和表面质量的新的切削技术2。在加工过程中, 通过合理的选择进给量、机床转速、切削深度和激光功率等工艺参数的选择, 可以获得较高的加工精度和表面质量。
一、切削深度对加工表面质量的影响
图1是在扫描电子显微镜下得到的采用不同切削深度 (其它参数:P=240W, n=260r/min, f=0.1mm/r, rb=0.75mm, θ=70°) 切削试件加工表面的照片, 其中图1 (a) 为切削深度为0.3mm时得到的表面, 没有裂纹;图1 (b) 为切削深度为0.6mm时得到的表面, 上面有细小裂纹。在切削过程中, 采用相同的激光功率辐照试件, 材料软化程度相同, 但由于切削深度不同, 因此, 切削力不同, 前者小, 而后者大, 同时, 由此导致切削应力和温度应力梯度显然不同, 因此裂纹状况不一样。和受切削并且有些区域甚至发生了变形 (图8.3 (b) 中间区域存在隆起物, 应为材料剥落不完全所致) 。在同样软化程度下, 加工过程中采用较小的切削深度, 会有效降低切削加工中的切削力, 有利于加工表面质量的提高。
图2是在扫描电子显微镜下得到的采用不同进给量 (其它参数:P=240W, ap=0.5mmn=260r/min, rb=0.75mm, θ=70°) 切削试件加工表面的照片是在扫描电子显微镜下得到的加工表面照片, 图中的白色物质为附着在工件材料上的杂质。图中可以看出, 采用较小的进给量能够获得无裂纹的加工表面, 加工质量较好;而对于较大的进给量, 加工表面微裂纹比较明显, 并且能看到即将崩掉的材料碎片。试验中放置聚焦透镜的支架固定在加工车床的刀架, 所以加工过程中激光光束与刀具一起以进给运动的速度沿工件轴向水平移动。因此, 进给量的多少将直接影响切削区域材料的预热时间长短。同时由于材料沿纵进给方向软化宽度尺寸小于光束移动方向, 采用较大的进给量, 会导致刀具在进给方向上切削速度增加, 使切削区域中的材料没有得到充分软化就被切除, 造成切削力的增加和刀具的振动, 温度梯度越大, 热应力大, 越易导致裂纹, 影响加工表面质量。
二、机床转速对加工表面质量的影响
图3 (a) 和 (b) 分别对应转速为260 r/min和475r/min (其它参数:P=240W, ap=0.3mm, f=0.1mm/r, rb=0.75mm, θ=70°) 的加工表面扫描电子显微镜照片。可以清楚地看到, 对应于较高转速切削的 (b) 图中, 表面上有一条较宽的裂纹;而较低转速切削时的 (a) 图中, 试件表面比较平整, 无裂纹。这主要是因采用较低的工件转速进行加工时, 工件表面受激光辐照的时间增加, 切削区域待去除的材料得到充分软化, 切削力小, 有效地改善了已加工表面的质量。相反, 高速时, 材料软化程度低, 加工过程切削力大, 易产生应力裂纹。
三、激光功率对加工表面质量的影响
图4是在扫描电子显微镜下得到的不同激光功率 (其它参数:ap=0.5mm, n=260r/min, f=0.14mm/r, rb=0.75mm, θ=70°) 加热辅助切削后试件表面的照片。可以看出, 采用较高的激光功率, 由于待切削材料软化范围大, 因此, 在同样的切削深度下, 很容易采用刀具去除, 切削力小, 在切屑底层和加工表面所处区域, 应力梯度相对较小, 因此, 没有出现微裂纹。但随着激光功率降低, 由于材料软化不充分, 此时, 切削力大, 切屑底层和加工表面所处区域, 应力梯度相对增加大, 导致试件已加工表面出现细小裂纹。可以适当考虑采用较小的切削深度, 减小切削力, 且避开应力梯度变化较大的区域来消除裂纹, 提高加工表面质量。
四、刀尖与光斑之间的距离对加工表面质量的影响
图5是在扫描电子显微镜下得到的采用不同刀尖与激光光斑之间的距离时 (其它参数:P=300W, ap=0.5mm, n=260r/min, f=0.2mm/r, rb=0.75mm) 切削试件表面的照片, 其中图 (a) 、图 (b) 分别是刀尖与光斑之间的周距离l为3.93mm (入射角为75º) 、6.54mm (入射角为65º) 时得到的表面照片。照片中工件表面上大片白色物质为附着在工件表面的杂质。可以看出, 随着刀尖与光斑之间距离l的增加, 加工表面上的裂纹也越来越明显, 并且逐渐加宽。由此得出, 加工过程中减小刀尖与激光光斑之间的距离, 将有助于加工表面上微裂纹减少3, 改善已加工表面的质量。其原因是随着刀尖与光斑之间距离l的增加, 导致激光入射角度减少, 因此, 材料吸收率降低, 同时, 已加热软化的材料与刀尖距离大, 没有及时迅速的去除, 部分材料会冷却, 当其接近刀具时硬度增加, 导致切削力增大, 应力加大, 因而易产生裂纹。而若周向距离低于5.23mm时, 由于光斑与刀具距离缩短, 刀具吸收热量升温, 硬度降低, 磨损加快, 导致切削力增加, 同时工件吸收热量也相对减少, 因此也会导致微裂纹。
五、结论
在激光加热辅助切削Al2O3工程陶瓷中, 合适的加工参数范围为:激光功率200~325W, 激光光斑半径0.75~1.25mm, 切削深度0.2~0.6mm、进给量为0.10~0.16mm/r、工件转速147~475r/min、刀尖中心与激光光斑中心之间的周向距离3.93~6.54mm, 通过采用这些加工参数的合理组合, 可以获得具有较高加工精度和表面质量的试件表面。
参考文献
[1]周玉:《陶瓷材料学》.第2版.北京:科学出版社.2004, 1-5[1]周玉:《陶瓷材料学》.第2版.北京:科学出版社.2004, 1-5
[2]李力钧:《现代激光加工及其装备》.第1版.北京:北京理工大学出版社, 1993, 1-40[2]李力钧:《现代激光加工及其装备》.第1版.北京:北京理工大学出版社, 1993, 1-40
[3]鄢锉:《激光加热辅助切削Al2O3工程陶瓷理论与试验研究》[湖南大学博士学位论文].长沙:湖南大学, 2008, 24-25[3]鄢锉:《激光加热辅助切削Al2O3工程陶瓷理论与试验研究》[湖南大学博士学位论文].长沙:湖南大学, 2008, 24-25
Al2O3工程陶瓷 篇2
关键词：冰冻铸造法,多孔陶瓷,气孔率,抗压强度
0 引言
多孔陶瓷具有发达的比表面积,独特的物理表面特性,以及耐高温、耐腐蚀、化学稳定性和尺寸稳定性高等特点,可广泛用于气液过滤和净化分离、催化剂载体、吸声减震、保温隔热和传感器等方面[1,2]。此外,如果将不同种类的纳米粒子组装到多孔陶瓷的孔洞内,可出现奇特的光磁电特性[3]。因此,多孔陶瓷的开发研究是材料科学领域一大热点[4,5]。
目前,制备多孔陶瓷的方法包括有机泡沫浸渍法、添加造孔剂法、发泡法、溶胶-凝胶法、化学气相渗透或沉积法、仿生合成法等[6,7]。有机泡沫浸渍法制备多孔陶瓷,其孔尺寸主要取决于有机泡沫体的孔尺寸,制品形状、密度不易控制,且有机物燃烧会污染环境;添加造孔剂法制备多孔陶瓷,其气孔分布均匀性差,不适合制备高气孔率的制品;发泡法对原组分选择要求高,工艺条件不易控制;溶胶-凝胶法由于使用超临界干燥,设备昂贵,制备成本高;化学气相渗透或沉积法工艺要求严格,孔形态不易控制,能量消耗大;仿生合成法主要以植物的天然多孔组织为模板,通过渗透反应制得多孔陶瓷,但需去除生物模板,工艺繁杂,不易推广。
冰冻铸造法作为一种新工艺,是以冰为造孔模板,冰晶沿陶瓷颗粒生长,干燥后冰晶升华,烧结后得到多孔陶瓷样品。该工艺无污染,操作简单,适合推广应用。
本实验采用冷冻铸造法制备Al2O3多孔陶瓷,研究了冷冻温度、浆体浓度、烧结温度对多孔陶瓷显微结构、气孔率和抗压强度的影响。
1 实验
首先将30g硅酸钠溶于70mL蒸馏水,配制成水玻璃溶液;再称量90g Al2O3粉(过325目,纯度为99.5%)5份,分别加入到60mL、90mL、120mL、150mL和180mL水玻璃溶液里,对应的浆体浓度(体积分数,下同)为35%、30%、25%、20%和15%。然后用电磁搅拌器充分混合1h,将搅拌好的浆体注入简易的模具内,置入LG-10D冷冻干燥机进行冷冻干燥(冷冻温度分别取-20℃和-30℃),冷冻一定时间后,真空干燥至彻底,脱模得到素坯。最后将素坯放入高温箱式电炉内烧结,烧结温度分别为1500℃、1550℃和1600℃,保温时间为2h,保温完毕后随炉自然冷却得到多孔陶瓷样品。工艺流程如图1所示。
样品经表面喷金后,采用JSM-6390LV扫描电子显微镜观察显微结构。采用阿基米德排水法测量气孔率。采用WAW-1000微机控制电液伺服万能试验机进行抗压强度测量。
2 结果与讨论
2.1 Al2O3多孔陶瓷的典型形貌
图2为浆体浓度为35%于-30℃冷冻干燥后经1500℃烧结得到的Al2O3多孔陶瓷的SEM照片。采用阿基米德法测得其气孔率为61%。由图2可见,产物中形成了片层状孔,孔壁上亦存在大量1~20μm的微孔;而在层状孔壁上还有分叉现象,类似于树枝状。分析认为浆体在冷冻过程中,陶瓷颗粒被排挤到冰晶与冰晶之间的缝隙里,由于水结晶时存在过冷现象,即当水冷却至冰点时并没有立刻成核结冰,而是继续保持液态,当温度继续降低时,处于过冷状态的水在成核结冰时会形成树枝状,树枝状的薄片冰沿着热传导形成片层状结构。
2.2 浆体浓度对Al2O3多孔陶瓷气孔率和抗压强度的影响
图3为不同浆体浓度对应的Al2O3多孔陶瓷的气孔率。由图3可见,随浆体浓度的增加,气孔率逐渐降低。当烧结温度为1550℃、浆体浓度为15%时,气孔率最大为80%;当烧结温度为1600℃、浆体浓度为35%时,气孔率最小为32%。气孔率减小是由于浆体浓度增大、水分含量相对减少、冰结晶物减少、升华后形成的孔较少所致。
图4为不同浆体浓度对应的Al2O3多孔陶瓷的抗压强度。由图4可见,随浆体浓度的增加,抗压强度逐渐增大。当浆体浓度为35%、烧结温度为1550℃时,抗压强度最大为18.4MPa;当浆体浓度为15%、烧结温度为1600℃时,抗压强度最小为15.2MPa。由此可见,低气孔率对应高抗压强度。
2.3 烧结温度对Al2O3多孔陶瓷气孔率和抗压强度的影响
图5为不同烧结温度对应的Al2O3多孔陶瓷的气孔率。
由图5可见,当浆体浓度低于20%时,随烧结温度的升高,气孔率先增大后减小;当浆体浓度大于20%时,随烧结温度的升高,气孔率逐渐减小。这说明烧结温度对气孔率亦有重要影响,随烧结温度的升高,晶粒长大,层片间距减小,气孔率降低。
图6为不同烧结温度对应的Al2O3多孔陶瓷的抗压强度。由图6可见,随烧结温度的升高,抗压强度先增大后减小,同一浆体浓度在1600℃烧结后的抗压强度都比1500℃低,说明当温度达到1600℃时,晶粒长大造成的强度减小大于气孔率减小造成的强度增大。
2.4 冷冻温度对Al2O3多孔陶瓷结构的影响
图7为浆体浓度15%的样品分别于-20℃和-30℃冷冻干燥后经1500℃烧结所得样品的SEM照片。由图7可见,产物均为片层状结构,但二者微观结构存在较大差异。冷冻温度低时(-30℃),孔道较细,孔壁较厚,说明冷冻温度对于冰的形核、生长影响较大。冷冻温度较低时,过高的温度梯度使晶核生长为细小的薄片状;冷冻温度较高时,冰晶核可以缓慢地生长成为粗大的晶体,最后获得较大的孔洞结构。
2.5 浆体浓度对Al2O3多孔陶瓷结构的影响
图8为不同浆体浓度对应的Al2O3多孔陶瓷的SEM照片。由图8可见,随浆体浓度的增大,孔的数量变少,有序性变差。原因在于过高的浆体浓度使冰晶体的生长阻力增大,生长受到限制。当浆体浓度为35%时,孔呈放射状,孔壁上亦存在更小的微孔。
3 结论
(1)采用冰冻铸造法成功制备了片层状Al2O3多孔陶瓷。
研究发现,孔结构受冷冻温度和浆体浓度的影响。冷冻温度低,晶核易生长为细小的薄片状;冷冻温度高,易形成粗大的冰晶体,孔径较大。随着浆体浓度的增大,孔的数量减少,有序性变差。
(2)采用阿基米德法测得气孔率为32%~80%。
随浆体浓度的增大,气孔率逐渐减小,抗压强度不断增大。当最大气孔率为80%时,抗压强度为16.1MPa;当最小气孔率为32%时,抗压强度为17.4MPa。
(3)烧结温度亦对气孔率和抗压强度有重要影响。
当浆体浓度小于20%时,随烧结温度的升高,气孔率先增大后减小;当浆体浓度大于20%时,随烧结温度的升高,气孔率逐渐减小。抗压强度随烧结温度的升高先增大后减小。
参考文献
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Al2O3工程陶瓷 篇3
陶瓷与金属的连接方法主要包括熔焊、钎焊、固相压力扩散焊、陶瓷部分瞬间液相连接和自蔓延高温合成焊接等方法,钎焊方法是陶瓷与金属重要的连接方法,为了实现陶瓷与金属的连接,钎焊采用的钎料必须为加入Zr,Hf,Ti等活性元素[2,3],其中Ag-Cu-Ti活性钎料是比较常用的焊接材料[4,5]。
本研究主要针对Al2O3陶瓷与金属镍的高温钎焊连接。Al2O3陶瓷的化学性质稳定,力学性能高,耐磨性好,并具有优异的电绝缘性能和较低的介质损耗等特点。而镍有很好的耐腐蚀性,抗氧化性和耐高温性。因此,实现两者的连接对于今后研究开发新型的耐高温、抗腐蚀结构件具有重要的意义。
文献[6,7]采用在氧化铝表面涂覆金属,通过中间层金属与被钎焊金属之间的连接实现氧化铝与金属之间的连接。本实验的特点是采用Ag-Cu-Ti活性钎料直接连接Al2O3陶瓷与镍,简化了工艺流程,并通过设置合理的工艺参数得到性能良好钎焊接头,采用材料分析测试方法测试接头的成分与反应产物,并研究温度对接头强度的影响,对高温陶瓷与金属连接有一定借鉴作用,具有较好的经济和社会效益。
1 实验材料及工艺
1.1 实验材料及设备
连接采用的陶瓷为Al2O3陶瓷,金属为镍,成分分别参见表1,2。钎料为粉状的Ag-Cu-Ti钎料,采用 Ag粉、Cu粉和Ti粉三种粉末加乙二醇配制而成,其中Ag,Cu为共晶配比,钎料中的含Ti质量分数为3%。
本实验所采用的设备为SSX2-8-16型加热炉,额定功率8kW、额定温度 1600℃;采用KSY-80-18型控制器,输入电压380V、控制功率8kW、控制温度1600℃。
1.2 钎焊实验工艺
焊件预处理:陶瓷表面为自然烧结表面,钎焊前镍表面用2000#砂纸进行打磨;陶瓷和金属的连接表面用酒精擦洗后,放入超声波清洗装置中清洗10 min。
钎料配制:用电子天平按比例分别称量好Ag粉、Cu粉和Ti粉三种粉末并加乙二醇调制成Ag-Cu-Ti膏状钎料,并将钎料涂敷于陶瓷与金属的连接面上。
将陶瓷与金属用特制的夹具固定好,根据加热温度的不同,对制备好的三组试件进行编号,即Ⅰ,Ⅱ,Ⅲ。Ⅰ,Ⅱ,Ⅲ组陶瓷与金属连接件的加热温度分别为950,1000℃和1025℃,保温时间均为10min,随炉冷却。
将连接好的试件的一侧用砂轮磨平,经抛光后用氢氟酸、氯化铁进行腐蚀。微观形貌及成分分析采用扫描电镜和能谱进行测量。接头强度测定采用剪切实验法,用特制的夹具在电子万能试验机上进行剪切试验。
2 实验结果分析
2.1 加热温度对接头强度的影响
对比在不同温度下加热的三组试件发现,Ⅰ试件中的钎料并没有熔化,仍呈粉状,而Ⅱ,Ⅲ试件中的钎料已充分熔化并成功连接镍与陶瓷。从Ag-Cu-Ti三元相图[8]可知Ag-Cu-Ti合金的熔化温度为800～900℃。推断Ⅰ试件中钎料没有熔化的原因是三种粉末未达到合金化的程度,而1000℃以上钎料能够熔化的原因是Ag(熔点960℃)先熔化后其它两种金属溶入液态的银中形成液态合金。为验证推论,又设计以下实验,即配制4种钎料,其成分如表3所示。
将四种钎料粉分别用于连接镍与陶瓷。加热温度1000℃,保温10min。从最后的结果可以看出,Ag-Cu-Ti钎料与Ag-Ti钎料能够连接陶瓷与金属;Cu-Ti钎料也是一种活性钎料,但未能熔化从而无法实现连接。熔化的Ag-Cu钎料中不含有活性元素,故也无法实现金属与陶瓷的连接;由此可见上述推论是合理的。
将Ⅱ,Ⅲ试件进行剪切实验,结果如表4所示。
Ⅱ,Ⅲ试件的剪切曲线如图1,2所示。
对比图1和图2可以得知,Ⅱ试件的剪切强度明显高于Ⅲ试件。Ⅲ试件的钎焊温度较高,为1025℃。而Ⅱ试件的钎焊温度较低,为1000℃。文献[9]指出钎焊温度过高,钎料的黏度过低,流动性增强。由于Cu,Ti之间能够形成金属间化合物,在温度升高的过程中,Cu,Ti之间形成金属间化合物的量增多,脆性化合物的量相应增加;同时由于温度较高活性元素Ti与陶瓷的反应加剧,从而形成不规则的界面,使接头强度下降。XRD试验测量Ⅲ试件比Ⅱ试件形成的脆性化合物的量更多,因此测定的强度值较Ⅱ试件更低。
由此可见选取合适的温度对钎焊接头的强度至关重要,采用粉状Ag-Cu-Ti钎料钎焊镍与陶瓷时,1000℃为较合适的温度。
2.2 钎焊接头组织与成分分析
采用PHILIPS X-650环境扫描电子显微镜,对钎焊接头进行形貌和成分分析。
Al2O3与Ti的反应产物包括(Ti,Al)2O3,Ti的氧化物(TiOx),TiAl化合物和复杂氧化物[10]。在钎料与陶瓷相结合的部位聚集的元素包括:Ag,Cu,Ti,Al,Zr,O。如图3所示,钎料中的Ag在局部出现聚集。Ti和Cu分布比较平均且含量较多,且该侧存在陶瓷中的Al,Zr,O元素,因此可以推断在该侧必然存在Cu,Ti,Al,Zr,O所形成的复杂氧化物。通过对Ag,Cu,Ti三种元素分析可以发现Ag聚集的区域恰恰是Cu,Ti含量较少的区域,因此Ag并未参与到Cu,Ti,Al,Zr,O的反应中。文献[11]指出Al2O3陶瓷与 Ag-Cu-Ti钎料反应层所形成的反应产物包括Cu3Ti3O和Cu4Ti。根据Cu,Ti相图[12]可以推测靠近陶瓷一侧的接头组织构成为(Al2O3,ZrO2)/反应层(Cu3Ti3O,Cu4Ti,ZrO2)/Ag + Ti2Cu/α-Ti + Ti2Cu。
钎料与镍的界面处含有的元素与钎料与陶瓷的界面大致相同,Al,Zr,O在该侧的少数分布说明反应生成的氧化产物在液态钎料中有所扩散,但数量很少。Cu,Ti的分布出现在相同的位置,说明在此处不仅有Cu,Ti形成的固溶相存在,而且还有反应产物的存在。与陶瓷侧相比Cu,Ti的量较少,说明Cu,Ti与 Ni形成的固溶体的量较少,而大量的Cu和Ti以反应产物的形式存在。
图3a为焊缝微观形貌,该区域的元素分布如图3b,c,d所示。从图3b中可以看出,在钎焊接头中,Cu的含量比较均匀,再两侧没有出现偏聚集现象。图3c中Ag的分布呈聚集状,有大块富集的Ag相。图3d显示Ti在焊缝两侧的偏聚现象比较严重,在钎缝内的分布非常少。文献[13]指出:在低温时钎缝内的Ti的含量较高,这是由于低温时Ti的扩散能力较差,部分Ti未能扩散到钎缝两侧而滞留在钎缝中所引起的。而文献[14]指出高温钎焊反应产物中包括AlTi。因此Ti在发生反应的界面处聚集。在本实验中,由于温度较高Ti,Cu向两侧界面富集,而在钎缝中含量显著减少, 造成钎缝中出现大块状富Ag相。
图4是钎焊接头显微组织,可以看出,钎缝两侧靠近金属的一侧比较平缓,而靠近陶瓷的一侧相比较而言则比较粗糙,这是该侧元素发生反应的缘故。以前的研究指出[9],Ti的质量分数过高(>7%)会导致反应比较剧烈,使界面不平缓,且生成过量的Cu-Ti金属间脆性金属化合物,使接头的塑性下降。本实验采用Ti的质量分数为3%的钎料,反应不会太剧烈,生成的化合物厚度适中。从试件拉伸断口可以看出,断裂处发生在钎缝靠近陶瓷的一侧,说明反应生成了脆性化合物,因此该部位是决定接头强度的关键部位。
钎焊温度选择1000℃,钎料熔化比较充分且混合均匀,由于保温时间很短且温差很小,钎料的黏性和流动性不会有太大的改变,且Ti,Cu与陶瓷的反应不会太剧烈,因此钎缝两侧比较平缓,钎焊接头质量较好。
3 结论
(1)使用Ag-Cu-Ti钎料可以成功焊接Al2O3陶瓷与金属镍。
(2)1000℃钎焊接头拉剪强度达到26.3MPa。960℃温度以下无法使粉状Ag-Cu-Ti钎料钎料熔化,故无法实现连接。温度高于1000℃会使钎焊接头强度下降。
(3)在钎焊接头中,Cu呈均态分布,Ti主要集中于钎缝两侧,而Ag则呈聚集状。接头中含有Cu,Ti,Al,Zr,O所形成的复杂氧化物。在1000℃钎焊得到的接头界面比较平缓,生成的脆性化合物量适中,故强度较高。
摘要：由于物理和化学性质的差异,实现陶瓷与金属的连接比较困难。本实验使用Ag-Cu-Ti活性钎料钎焊镍与Al2O3陶瓷。对钎焊后的试件进行剪切试验,确定接头强度最高时的温度为1000℃,而温度低于960℃时无法成功钎焊镍与陶瓷,温度高于1000℃会使钎焊接头强度下降。采用材料测试分析方法对钎焊接头组织进行分析,发现Cu在接头内平均分布,Ag呈聚集态,而Ti分布在接头的两侧。反应产物中的元素包括Cu,Ti,Al,Zr,O等,Ti,Cu与Al2O3陶瓷发生反应在界面处生成复杂化合物,从而实现陶瓷与金属的连接。
Al2O3工程陶瓷 篇4
砂轮是磨削加工技术中使用最广泛的加工工具, 目前使用较多的有固结磨粒砂轮和电镀砂轮[1]。传统工艺制造的固结磨粒砂轮和电镀砂轮主要通过机械镶嵌作用以及物理吸附作用来把持磨粒, 其把持强度不高、磨粒容易脱落、容屑空间小、工作面极易堵塞、砂轮在磨削过程中磨削温度高、使用寿命有限。为了克服传统砂轮在磨削加工中所存在的种种不足, 国内外相关学者开展了大量的研究工作。
为解决砂轮磨粒容易脱落的问题, Chattopadhyay等[2]采用高温钎焊技术开发了单层超硬磨料钎焊砂轮, 其出发点就是利用高温钎焊技术实现界面化学冶金结合, 从根本上改善了金刚石、结合剂、基体三者之间的结合强度[3,4]。为解决砂轮磨削过程中磨削温度高的问题, Nguyen等[5,6]通过对砂轮进行径向开槽而制备出开槽砂轮来实现断续磨削, 以改善散热、冷却效果。为克服传统砂轮存在的容屑能力差、极易堵塞等不足, 一些学者提出在砂轮胎体材料中引入多孔隙结构并成功开发出多孔砂轮[7,8,9]。Yamaguchi等[10,11]根据Al2O3纤维和SiC晶须硬度高、耐磨损、长径比大等特点, 将其代替传统磨粒作为切削刃开发了Al2O3纤维砂轮和SiC晶须砂轮。Smith等[12]、May等[13]在钨丝或SiC纤维上利用CVD法沉积金刚石层制备出金刚石纤维, 并将多个金刚石纤维径向均布于钛铝合金圆片中制备了金刚石纤维砂轮。此外, 针对传统砂轮磨粒无规则随机密布的问题, 国内外研究者在砂轮磨粒优化排布方面也做了很多尝试, 目前较成功的是运用孔模板、网筛技术等手段实现单层磨粒的有序排布[14,15,16]。
从研究现状来看, 目前砂轮存在的问题如下:单层超硬磨粒钎焊砂轮存在磨削工作层过薄、磨粒耗损后没有后续磨粒补充, 以及使用寿命有限的问题;开槽砂轮存在制备工艺复杂、加工平稳性受到影响等不足;多孔砂轮由于孔隙结构的引入, 磨粒把持力减小, 造成磨粒容易脱落;Al2O3纤维砂轮、SiC晶须砂轮的强度有限, 无法胜任硬脆材料高效精密加工的要求, 而CVD法制备金刚石纤维存在基体丝和纤维材料的预处理有一定的难度、涂层质量差、金刚石沉积速度慢等缺点;磨粒有序化砂轮由于制备工艺的限制, 目前主要集中在磨粒的单层有序排布研究上, 砂轮使用寿命有限。
为了解决上述问题, 本文基于粉末注射成形和真空钎焊技术制备了一种磨粒不易脱落、微刃分布人为控制的新型金刚石砂轮, 并开展了基于新型金刚石砂轮加工Al2O3陶瓷的磨削性能研究。
1 新型金刚石砂轮的制备
新型金刚石砂轮的主要制备流程[17]如下: (1) 将140/170目金刚石与600目Cu-10Sn-5Ti钎料粉末按1∶1.2体积比均匀混合, 以粉末装载量为63%的配比与多组元石蜡基黏剂均匀混炼成喂料; (2) 利用粉末注射成形和真空钎焊技术将粉末与黏剂组成的均匀喂料制备出金刚石把持力大、长径比大 (截面尺寸1.5 mm×1.5 mm, 长为10mm) 的条状金刚石微刃; (3) 加工出一定形状、尺寸的节块, 并在其圆周面上打孔, 其孔距以及排布方式按设计要求加工而成; (4) 将制备的金刚石微刃有序插入周向小孔中并黏固定, 再在金刚石微刃之间填充砂轮胎体材料, 由于真空钎焊的金刚石把持力大, 可在砂轮胎体材料中加入一定的造孔剂以扩大砂轮的容屑空间, 然后对砂轮胎体材料进行模压成形制备出金刚石节块; (5) 将制备的多个金刚石节块在模具中整体热压成形制备出新型金刚石砂轮。新型金刚石砂轮的实物如图1所示。制备的新型金刚石砂轮有如下优点: (1) 通过引入真空钎焊技术增大了金刚石的把持力, 金刚石不易脱落; (2) 金刚石微刃的有序排布和砂轮胎体材料的多孔结构增大了容屑空间和散热能力; (3) 金刚石微刃中的金刚石在轴向是多层分布的, 上层金刚石耗损后, 下层的金刚石可以继续出露发挥其磨削性能[18]。
2 新型金刚石砂轮的磨削性能
2.1 试验材料及试验方案
新型金刚石砂轮制备后, 开展了其与普通树脂结合剂金刚石砂轮在相同条件下加工Al2O3陶瓷的对比试验。普通树脂结合剂金刚石砂轮为长沙飞碟新材料有限公司提供 (型号为SD140N100B) , 其外径为150mm, 内径为32mm, 厚度为15mm。Al2O3陶瓷材料的机械物理性能如下:密度为3.99g/cm3, 维氏硬度为16.7GPa, 断裂韧度为4.7 MPa·m1/2, 弹性模量为320GPa, 抗弯强度为250MPa。试件尺寸为10mm×5mm×5mm, 试验是在台湾建德公司生产的平面磨床KGS250AH上进行的, 磨床性能参数如下:主轴进给精度为1μm, 主轴转速为2850r/min, 工作台进给速度为5~23m/min, 工作台纵向最大行程为540 mm, 横向行程为280mm。磨削试验布置图如图2所示, 试验参数如表1所示。利用JSM-5610LV型扫描电子显微镜观测Al2O3陶瓷加工表面形貌;利用高性能精密压电晶体测力仪Kistler9257BA测量磨削力;利用夹式K形热电偶测量磨削温度, K型热电偶的正极为含铬10%的镍铬合金, 负极为含硅3%的镍硅合金;利用粗糙度仪T8000检测Al2O3陶瓷加工表面粗糙度, 对比分析了制备的新型金刚石砂轮与普通树脂结合剂金刚石砂轮加工Al2O3陶瓷的磨削性能。
2.2 加工表面形貌分析
图3为普通树脂结合剂金刚石砂轮在进给速度不变 (vw=20mm/s) , 不同磨削深度时的加工表面形貌图。从图中可看到, 当磨削深度较小 (ap分别为5μm、10μm) 时, 工件表面主要出现了磨粒挤压而形成的塑性沟槽和划痕, 如图3a、图3b所示。当磨削深度较大时, 加工表面出现了一定的碎粒状形貌, 并分布有长短不一的微观裂纹, 如图3d所示。这主要是因为磨削深度较大时, 磨粒与工件的挤压和摩擦作用加剧, 在连续的压应力与剪切作用下, 会在气孔、表面初始缺陷处产生微裂纹[19]。当磨削深度进一步增大时, 磨粒的挤压力继续增大, 磨削过程中产生的热量增多且不易散失, 在工件表面产生局部高温和热应力, 微裂纹得以扩展, 形成与进给方向相垂直的宏观裂纹, 如图3e所示。
图4为新型金刚石砂轮磨削Al2O3陶瓷表面形貌图。对比图3与图4可发现, 新型金刚石砂轮的磨削表面加工质量比普通树脂结合剂金刚石砂轮好。当磨削深度和进给速度较小时, Al2O3陶瓷工件表面完整性好, 没有出现微裂纹等缺陷。随着磨削参数的增大, 其表面加工形貌的变化也较稳定, 宏观裂纹和表面损伤相对较少。这是因为制备的新型金刚石砂轮中的磨粒由于钎焊工艺增大了把持强度, 在磨削过程中很少出现脱落现象, 磨粒很好地发挥了其切削性能, 磨削过程平稳, 大大降低了磨粒脱落或大量冗余金刚石的摩擦作用所造成表面质量降低的情况, 而金刚石微刃的有序排布导致其散热能力和容屑空间的增大也进一步改善了其磨削质量。
2.3 加工表面粗糙度分析
图5a、图5b所示分别为普通树脂结合剂金刚石砂轮与新型金刚石砂轮加工Al2O3陶瓷的工件表面粗糙度值。从图中可看到, 当磨削深度较小 (ap=5μm) 时, 二者的磨削表面粗糙度值相差不大, 为0.2μm左右;随着磨削深度的增大, 普通砂轮的粗糙度有一个较快的增长过程, 特别是当磨削深度大于30μm时, 粗糙度增长较快。这是因为随着磨削深度的增大, 金刚石磨粒磨损和钝化作用加大, 这会增大对工件的挤压和摩擦作用, 从而引起表面粗糙度的增大和表面质量的降低。在相同试验条件下, 新型金刚石砂轮加工表面粗糙度增长幅度相对较小, 当进给速度为40mm/s、磨削深度为40μm时, Al2O3陶瓷表面粗糙度为0.68μm左右, 而普通树脂结合剂金刚石砂轮的加工表面粗糙度达到0.8μm。这是因为制备的新型金刚石砂轮的磨粒把持力大, 出刃高, 切削刃锋利, 同时胎体材料没有传统砂轮致密, 具有一定的孔隙, 其对工件的挤压与摩擦作用减弱, 所以表面粗糙度相对较小。
从图5也可看到, 随进给速度的增大, 两种金刚石砂轮的加工表面粗糙度都随之增大。这是因为增大进给速度将减少工件单位长度上磨削的磨粒数, 使单颗磨粒的切削厚度增大, 从而使陶瓷磨削表面粗糙度增大。同时, 随着工件速度的增大, 磨削区产生的磨削热增多, 砂轮会出现磨屑黏附和堵塞现象, 从而在工件接触表面产生热应力和黏着磨损, 影响加工表面质量的稳定性。相对而言, 新型金刚石砂轮在相同试验条件下的磨削表面粗糙度要小, 这主要是制备的新型金刚石砂轮中的金刚石微刃是人为有序排布的, 其具有较大的容屑、排屑空间, 有利于磨削热的快速散失, 这有效降低了进给速度对表面粗糙度的影响。
2.4 磨削力分析
普通树脂结合剂金刚石砂轮及新型金刚石砂轮的磨削力曲线分别如图6和图7所示。磨削力的大小基本上是随着磨削深度的增大而增大的, 且呈现出较好的线性关系。这是因为在其他磨削参数不变的情况下, 增大磨削深度, 不仅单颗磨粒的切削深度增大, 且砂轮与工件的接触弧长增大, 同时参与磨削的磨粒数增多, 因此磨削力增大。相对于普通树脂结合剂金刚石砂轮, 新型金刚石砂轮的磨削力要小, 这是因为磨削力一般主要由摩擦力及切削变形力组成。在实际磨削过程中, 传统砂轮的磨粒是随机分布的, 真正发挥切削作用的磨粒只占其中一部分, 大量冗余的磨粒容易造成砂轮的堵塞, 增大了砂轮与工件的耕犁和摩擦;而新型金刚石砂轮中的金刚石微刃是人为有序排布的, 其容屑空间和散热能力得到了大幅度的提高, 同时通过真空钎焊作用, 磨粒的把持强力大、出刃高度大、磨屑黏附现象大幅度降低, 对工件的摩擦和挤压作用减小, 磨削过程变得比较轻快。当进给速度为40mm/s、磨削深度为40μm时, 树脂结合剂金刚石砂轮的法向磨削力为70N, 切向磨削力为16.2N;而新型金刚石砂轮的法向磨削力为58N, 切向磨削力为14.3N, 磨削力减小了12%~17%。
从图6和图7中也可发现, 两种金刚石砂轮的磨削力都随工件进给速度的增大而增大。这是因为随着工件进给速度的提高, 单位时间材料去除率增大, 磨粒的切削厚度增大, 导致单颗磨粒的磨削力增大, 同时单位面积有效磨粒数增加, 这些都使得磨削力上升。当工件速度较小时, 新型金刚石砂轮与传统树脂结合剂金刚石砂轮的磨削力相差不大, 但随着工件速度的增大, 普通树脂结合剂金刚石砂轮的磨削力有一个较快的增大过程, 而新型金刚石砂轮的变化幅度相对较小。这是因为随着工件速度的增大, 砂轮磨耗磨损加快, 普通砂轮的磨粒中发挥切削性能的有效磨粒数减少, 大多以挤压、摩擦的形式参与磨削, 磨削力增大;而新型金刚石砂轮的磨粒把持力大, 出刃高度大, 在磨削过程中不易脱落, 始终保持较锋利的状态和有效磨削性能, 磨削力相对较稳定。
2.5 磨削温度分析
图8a、图8b分别为普通树脂结合剂金刚石砂轮与新型金刚石砂轮的磨削温度变化曲线图。两种金刚石砂轮的磨削温度都随着磨削深度的增大而增大。这是因为随着磨削深度的增大, 磨削体积相应增加, 单颗磨粒的切削厚度增大, 其所需要消耗的磨削能量也随之增加, 磨削温度上升。相对于传统树脂结合剂金刚石砂轮, 制备的新型金刚石砂轮的磨削温度降低了80~120℃左右, 且其磨削温度随磨削深度的增大的幅度也相对较平缓。在相同实验条件下, 当进给速度为40mm/s、磨削深度为40μm时, 传统树脂结合剂金刚石砂轮的磨削温度为635℃, 而新型金刚石砂轮的磨削温度为515℃, 磨削温度降低了120℃左右。这是因为制备的金刚石微刃在砂轮胎体材料中人为有序排布, 砂轮的容屑空间和散热能力提高, 在磨削过程中能有效地降低磨削温度;同时采用的胎体材料通过加入造孔剂使砂轮具有一定的孔隙率, 进一步减少了砂轮发生堵塞的可能性, 散热能力也得到了提高, 因此磨削温度降低。这一方面可减轻或避免工件的热损伤;另一方面可有效减少对砂轮的热冲击及老化。
2.6 砂轮工作表面磨损情况分析
试验采用台湾Dino-Lite手持式数码显微镜跟踪观测了新型金刚石砂轮及普通树脂结合剂金刚石砂轮工作表面在磨削氧化铝陶瓷过程中的变化情况。磨削参数为:砂轮线速度vs=22.4m/s, 工件进给速度vw=20mm/s, 磨削深度ap=20μm。图9为普通树脂结合剂金刚石砂轮的工作表面形貌变化图。从图中可看到, 普通砂轮的磨粒是随机分布的, 砂轮表面存在磨粒局部不均匀分布的现象, 如图9a所示。大量冗余的金刚石一方面不能有效发挥切削作用, 金刚石利用率不高;另一方面也会对磨削性能和加工表面质量产生影响。随着磨削的进行, 砂轮工作面上出现了大块破碎、小块破碎以及磨粒脱落的情形, 脱落坑如图9b中黑色凹坑所示。这是因为普通树脂结合剂金刚石砂轮的金刚石把持力只来自于结合剂的机械咬合力, 把持强度有限, 当受到较大的磨削力作用时容易脱落;同时, 树脂结合剂耐热性较差, 在磨削过程中磨削温度容易引起结合剂软化而减小对金刚石的把持力, 从而也会造成金刚石的过早脱落。
图10为新型金刚石砂轮的工作表面形貌变化图, 金刚石微刃很好地分布于砂轮树脂结合剂中, 随着磨削的进行, 金刚石微刃中的金刚石主要经历了小块破碎、大块破碎、磨耗等正常磨损阶段, 很少出现金刚石整颗脱落的情况。这说明铜基金属钎料与金刚石界面之间形成了牢固的化学冶金结合, 对金刚石具有很好的把持力。而在砂轮的压制成形过程中, 树脂结合剂又对金刚石微刃具有一定的机械镶嵌力, 因此在磨削过程中, 金刚石很少出现整颗脱落的情况, 有效地发挥了其切削能力, 砂轮的使用寿命和磨削性能得到了大幅度的提高。
3 结论
(1) 基于粉末注射成形和真空钎焊技术制备了一种新型金刚石砂轮, 制备的新型金刚石砂轮具有金刚石把持力大、金刚石微刃有序排布、金刚石微刃中的金刚石多层分布等特点。
(2) 新型金刚石砂轮磨削Al2O3陶瓷加工表面形貌完整性较好, 宏观裂纹和表面损伤相对较少;当进给速度为40mm/s、磨削深度为40μm时, 新型金刚石砂轮磨削Al2O3陶瓷表面粗糙度为0.68μm, 而普通树脂结合剂金刚石砂轮的加工表面粗糙度为0.8μm。
(3) 在相同试验条件下, 新型金刚石砂轮的磨削力减小了12%~17%, 磨削温度降低了80~120℃, 磨削过程中, 新型金刚石砂轮的金刚石很少出现整颗脱落的情况, 有效地发挥了其切削能力。
摘要：利用粉末注射成形和真空钎焊技术制备了一种新型金刚石砂轮, 制备的新型金刚石砂轮具有金刚石把持力大、金刚石微刃有序排布等特点。进行了基于新型金刚石砂轮的Al2O3陶瓷磨削性能研究。实验结果表明:相对于普通树脂结合剂金刚石砂轮, 新型金刚石砂轮磨削Al2O3陶瓷的加工表面形貌完整性较好, 宏观裂纹和表面损伤相对较少;表面粗糙度较小, 当进给速度为40mm/s、磨削深度为40μm时, 加工表面粗糙度Ra在0.68μm左右;在相同实验条件下, 新型金刚石砂轮的磨削力减小了12%17%, 磨削温度降低了80120℃。
Al2O3工程陶瓷 篇5
纯铜具有高导电导热性、抗磁性、延展性、易切削性和耐久性,且具有良好的抗氧化、耐腐蚀、抗蠕变和耐疲劳的综合性能,但纯铜的硬度、耐磨性不足,难以满足现代工业对其制成的各种零部件越来越高的技术要求。
近年来反应热喷涂技术得到了迅速发展,已出现对TiFe - C,Cr - Fe - Ti - C,Ti - B4C - C,Al - CuO,Al - Fe2O3 等多个体系的研究报道[1,2,3,4,5],其中Al - CuO体系具有放热高、反应速度快、易引燃的特点,是用于反应火焰喷涂的理想体系之一。本工作采用氧乙炔火焰喷涂工艺,以Al - CuO为反应体系,在纯铜表面制备了Al2O3基复合陶瓷涂层并研究了涂层的性质。
1 试 验
1.1 材 料
喷涂基体材料为轧制紫铜板,试样尺寸20 mm×20 mm×2 mm。所用粉末成分及粒度见表1。
1.2 工艺流程及参数
喷涂工艺流程:使用聚乙烯醇按1 ∶3质量比混合Al粉与CuO粉→研磨过筛;Al2O3,TiO2陶瓷粉末按1 ∶4质量比过筛→配料→球磨混合→200 ℃ 烘干;纯铜喷砂粗化→清洗→喷涂Ni - Al过渡层;预热Ni - Al过渡层基体→喷涂复合陶瓷粉末→缓慢冷却。火焰喷涂工艺参数见表2。
1.3 性能测试
采用日本岛津SSX - 550扫描电镜(SEM)观察试样的表面和界面形貌;用D/max 2500VL /PC型转靶X射线衍射仪分析复合陶瓷涂层相结构;使用粘接拉伸法在WE - 20型液压式万能试验机上进行,分别测量Ni - Al过渡层与复合陶瓷涂层的结合强度,拉伸速度不超过10 mm/min。
2 结果及讨论
2.1 涂层结合性能测试
火焰喷涂层与基体(或过渡层)结合的最主要形式为机械结合和分子之间的范德华力[6]。而反应热喷涂则是通过喷涂过程中组分间的铝热反应,放热组元二次反应所释放大量的反应热,致使高熔点物质融化,使喷涂层与基体(或过渡层)之间形成冶金结合,实现陶瓷复合涂层与过渡层为机械结合、化学结合与微区冶金结合并存的复杂结构。涂层与基体界面SEM形貌见图1。喷涂试样的界面照片,从左到右依次为陶瓷涂层、Ni - Al过渡层和纯铜基体。
陶瓷材料与金属基材料的热膨胀系数相差较大,纯铜的热膨胀系数为16.7×10-6/℃,而Al2O3只有8.4×10-6/℃,纯铜的热膨胀系数几乎是Al2O3的2倍。多元材料的线膨胀系数α可表示为[7]:
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式中 E——弹性模量
M——泊松比
ρ——密度,g/cm3
B——质量分数,%
αi——i组元的线膨胀系数,10-6/℃
通过查阅资料可知纯钢、Al、Al2O3等各个物质的线膨胀系数,再代入有关数据并计算出复合涂层的线膨胀系数α,计算结果见表3。从表中可以看出,通过比较纯铜基体与复合陶瓷材料的线膨胀系数,选用Ni - Al合金作为过渡层材料,以保证试样由基体至复合陶瓷涂层的线膨胀系数均匀递减,在试样喷涂后冷却过程中降低涂层间内应力,能有效提高涂层的结合强度。
涂层结合强度测试结果表明,Ni - Al过镀层与陶瓷复合层结合强度几乎相同,分别为7.53 MPa及7.52 MPa。试样拉伸断裂处均在Ni - Al层与基体之间,可以初步判断复合陶瓷涂层与Ni - Al层的结合强度要好于Ni - Al层与基体的结合强度。
2.2 涂层物相分析
涂层XRD图谱见图2。从图中可知,Ni - Al过渡层与纯铜基体的结合方式基本为机械结合,即Ni、Al两元素均以单质和氧化物形式存在并没有形成金属间化合物,也未与基体发生反应;复合陶瓷涂层与Ni - Al层之间有NiCu新相生成,该新相在图谱中未发现,NiCu的生成证明复合陶瓷涂层与NiAl层之间存在冶金结合,说明Al - CuO组元反应放出的热量促使Ni与Cu熔化并发生反应。同时涂层内部有AlCu4、Al2Cu3等新相生成(统称AlxCuy),有利于提高涂层的致密性、结合强度等性能。
2.3 涂层表面形貌观察
不同喷涂距离(130,140,150 mm)所制备涂层的SEM形貌见图3。
从图中可知,图3a中组织形态多为粒状和扁平片状,当喷距增加,出现较为明显的球化特征,Al2Cu3、AlCu4基体倾向于球化,而图3a不规则片状Al2O3则倾向等轴化[8]。图3c中,Al2O3几乎都为片状,此喷涂距离粉末在飞行过程中几乎全部反应并熔化,以较高的速度飞向基体发生碰撞,熔化的液滴形成扁平片状,同时又存在颗粒内的排气作用,使得制备的涂层具有较低的孔隙率。喷涂距离在150 mm以上时,虽反应热仍然较高,但粒子飞行速度下降,同时较长的喷距在火焰末端出现发散现象,这将导致孔隙率上升,结核能力减弱。
2.4 Al粉过量的作用
Al - CuO体系配比的选择,通常按两者的化学反应摩尔比(折算成质量比为1 ∶4)进行配制,本工作通过大量试验发现当Al - CuO体系配比1 ∶1时,制备的涂层性能最佳。这主要因为Al为反应体系中熔点最低(仅600 ℃)的组元,在喷涂过程中首先熔化,为体系提供了良好的液相传质条件,可以促进喷涂团聚粉在飞行燃烧中的反应,增加喷涂粒子的熔融程度,同时由于金属的导热、发汗和封孔等作用,不但不会明显降低涂层的耐热性能,还能产生有利的影响,因而对提高涂层与基体的结合强度具有重要意义。
3 结 论
(1)采用火焰喷涂技术,将Al- CuO系铝热剂引入到喷涂材料中,在纯铜表面成功制备Al2O3基复合陶瓷涂层。在喷涂过程中Al - CuO系铝热剂不但可以直接原位合成Al2O3涂层,还会产生Al2Cu3、AlCu4、NiCu等其他新相。
(2)选用Ni- Al涂层为过渡层,可有效调节纯铜基体与陶瓷涂层间的热膨胀系数差异,减小涂层间内应力,提高涂层结合强度。
(3)喷距为150mm时,陶瓷涂层表面粒子融化率较高,表面成扁平片状。复合陶瓷涂层中Al粉的适当过量,为体系提供了良好的液相环境,可增强涂层的致密性。
摘要：采用热喷涂技术,以Al-CuO为主反应体系,在纯铜表面制备Al2O3基复合陶瓷涂层。采用X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)分析了复合陶瓷涂层的组成及组织形貌。结果表明,在涂层间及涂层内部有NiCu及AlxCuy化合物生成,其有助于增强涂层的结合性能,实现了复合陶瓷涂层与过渡层为机械、微区冶金和化学结合并存的结合方式。当喷距为150mm时,陶瓷涂层表面粒子融化率较高,粒子成扁平片状,同时Al的适当过量可以起到弥补喷涂过程中Al的损失并为体系提供良好液相环境的作用。
关键词：纯铜,反应热喷涂,Al2O3基复合陶瓷涂层,组成,组织形貌
参考文献
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Al2O3工程陶瓷 篇6
镁合金具有密度低、比强度高、能量衰减系数大以及电磁屏蔽性好等优点[1,2],被誉为21世纪的绿色工程材料,可作为理想的电子产品壳体和汽车构件材料。但镁合金的电极电位极负,耐蚀性极差,为了增强镁合金材料对环境的适应性,减少腐蚀,延长使用寿命,一条有效的途径就是对其进行表面处理。近年来,镁合金表面陶瓷涂层技术日渐引起人们的关注。目前,在镁合金表面制备陶瓷涂层的方法主要有热喷涂法、阳极氧化、微弧氧化、溶胶凝胶法等,但由于其工艺问题,实施起来都有一定难度。采用热化学反应法在镁合金表面制备陶瓷涂层,具有工艺简单、操作方便、费用低等诸多优点,逐渐引起了关注[1,2]。本工作通过选用廉价的原料、简便的工艺及设备,采用热化学反应法在镁合金表面制备了纳米Al2O3基陶瓷涂层,以改善镁合金基体的性能。
1 试 验
热化学反应法为原位化学反应法的一种,即东芝TOSRIC法,或称水基、液基陶瓷涂层,其形成过程是将水基粘结剂混以陶瓷骨料搅拌成悬浮料浆,涂在经过预处理的镁合金表面,阴干、高温固化处理而成,高温固化时发生热化学反应产生新的复合陶瓷相。其中,热化学反应是否发生是该技术方法成败与否的关键。
1.1 试验材料
试验的基体材料为MB2镁合金。选用磷酸二氢铝为胶粘剂,陶瓷骨料分别为Al2O3(纳米级)、SiO2(300 目)、MgO(300 目)、ZnO(300 目),为降低骨料的活性,上述粒子均经过高温灼烧。
1.2 试验工艺
由于镁合金异常活泼,而选用的磷酸二氢铝为酸性胶粘剂,极易同镁合金表面发生剧烈的放热反应,使涂敷工作难以进行,因此,本试验除常规的除油、除锈等处理之外,还在镁合金表面制备一层化学转化膜。采用三井处理法[2]可在MB2表面制备一层均匀致密的转化膜,在料浆涂敷过程中,可有效防止料浆同镁合金表面发生反应。将陶瓷骨料粒子按比例混以磷酸二氢铝胶粘剂,并加入一定量的蒸馏水,调和成料浆。由于纳米颗粒非常细小,容易发生团聚现象,因此料浆需用超声波分散仪进行分散。将制备好的料浆涂敷在制备有转化膜的MB2试样表面,室温阴干24 h后,放入炉中加热至400 ℃固化,升温速度为2 ℃/min。具体的固化制度为:60 ℃保温2 h,100 ℃,200 ℃,400 ℃各保温1 h,随炉冷却至室温后取出。对部分试样的涂层进行封孔处理,封孔剂为环氧清漆。为了更好地了解纳米涂层的性能,在制备纳米涂层的同时,又将骨料中的纳米Al2O3粒子替换成微米级的Al2O3,制备出部分微米涂层的试样,用以同纳米涂层进行对比试验。
1.3 性能检测
本试验采用SSX-550型扫描电镜分析涂层的表面形貌,采用XRD分析100 ℃及400 ℃固化涂层的相结构组成。以热震试验来测试涂层的耐热冲击性,其具体工艺参数及过程为:热震温度400 ℃,在炉中保温10 min后,迅速取出放入室温水中,待水面无变化后,取出观察其表面,如果无裂纹或剥落现象,则为一次热冲击循环,依此循环进行。在ML-10型磨粒磨损试验机上测试涂层的磨粒磨损性能,载荷为0.2 kN,行程为100 cm,砂纸为500 目水磨砂纸; 在M-200型黏着磨损试验机上测试其黏着磨损性能,载荷为294 N,对磨材料为高速钢,转速为180 r/min,时间为2 min。采用3.5% NaCl溶液以及5% CH3COOH溶液分别对有无封孔处理的涂层进行浸泡试验,检测其耐蚀性能。
2 结果与讨论
2.1 SEM形貌分析
图1为100%纳米Al2O3涂层的截面及表面SEM形貌。由图1a可以看出,Al2O3涂层内部虽然存在气孔,但孔径较小,且大多分布均匀,少见的几个大孔洞也被骨料中的纳米粉体填充,形成致密的显微结构;涂层与基体界面结合紧密,厚度约为50~70 μm。由图1b可以看出,纳米涂层裂纹较少,且气孔分布均匀,表面分布着块状相,彼此之间存在联接,并可见独立于强化相分布的零星小颗粒,其结构较为致密,这种优异的显微结构,对提高涂层的耐蚀及耐磨损性能十分有利。
2.2 XRD谱图分析
图2为100 ℃固化的微米涂层和400 ℃固化的纳米涂层的X射线衍射谱。由图2可以看出,100 ℃固化的微米涂层中除Al2O3、SiO2等原始相外,并无新相产生;400 ℃固化纳米涂层中有新相MgMnSiO4、Al2SiO5、Mg2SiO4、ZnAl2O4生成。由此可以看出,400 ℃固化的纳米涂层中发生了热化学反应。纳米氧化物的加入可使涂层的热化学反应温度降低,因此含有纳米粒子的涂层中产生了较多新相,而涂层中更多新相的产生无疑对涂层的性能是十分有利的。
2.3 热震性能
热震温度400 ℃、保温10 min下,微米和纳米涂层的耐热震性测试结果表明,热化学反应法制备的微米陶瓷涂层耐热震次7次,表现出了一定的耐热冲击性,而纳米涂层的耐热震次数达到了30次,相对于微米涂层有了很大提高。微米涂层的试样在第3次就有微起皮现象,第5次出现局部脱落,第7次出现大面积脱落,而纳米涂层在30次热震试验中均完好无损,可见其耐热冲击性能优异。
造成涂层热震损坏的主要因素有二[3]:一是高温下氧化会产生疏松的氧化物,影响各层界面的结合状态;二是基体与涂层材料间热膨胀系数存在差异,一般而言,热膨胀系数差异越大,两者产生的应力也就越大。热化学反应法制备的纳米陶瓷涂层中,由于纳米晶体材料的膨胀系数比常规晶体大1倍以上[4],这便使含纳米粒子陶瓷涂层的热膨胀系数增大,更接近MB2基体,从而降低了界面热应力;另一方面,由XRD结果得知,纳米涂层在热固化过程中发生了更多的化学反应,产生的新相也比较多,很好地改善了涂层的结构,提高了涂层层间以及涂层与基体间的结合力,所以涂层的耐热震性能得到提高。
2.4 耐磨性
表1为磨粒磨损试验测试结果。由表1可见,镁合金基体试样的单位面积磨损量(△Ms)达到了78.5 g/m2,磨损较为严重,而纳米陶瓷涂层试样的单位面积磨损量仅为35.4 g/m2,相对耐磨性提高了1.22倍,耐磨性提高显著。
表2为黏着磨损试验结果,在黏着磨损试验中,基体的平均磨损量(△M)达到了0.008 1 g,带有涂层试样的平均磨损量为0.002 8 g,相对耐磨性提高了1.89倍,同样表现出了良好的耐磨性。此外,涂层的耐磨性也和基体与涂层的结合力密切相关,由热震试验结果得知,纳米涂层热固化过程中生成的Al2SiO5、Mg2SiO4、ZnAl2O4等新相提高了涂层与基体的结合强度,这也是纳米涂层具有良好耐磨性的又一原因。
纳米陶瓷涂层中,纳米颗粒本身具有硬度高、耐高温、耐磨等性能,涂层中加入纳米颗粒,使涂层组织更为致密均匀,孔洞减少。另外,纳米颗粒使涂层致密化的同时,又起到增韧补强的作用[5],这也是纳米涂层耐磨性提高的根本原因。
2.5 耐蚀性
表3为耐盐腐蚀试验结果,可以看出,纳米涂层的平均腐蚀速率仅为0.569 8 g/(m2·h),相对于基体提高了13.7倍,耐蚀性提高显著。而经封孔处理的涂层其耐蚀性能较之基体与未经处理的涂层也均有提高。由于纳米涂层结构致密,孔隙率很小,封孔后涂层的耐盐性相对于未封孔的涂层提高并不明显。又因盐溶液的腐蚀性相对较低,在浸泡过程中,未见到较为明显的腐蚀现象,只是在基体试样表面有微小气泡产生,并有白色腐蚀产物附着在试样表面。
表4为耐酸腐蚀试验结果。镁合金是化学性质极其活泼的金属,其氧化层为疏松多孔的MgO,浸泡过程中发现,镁合金基体与醋酸发生剧烈反应,产生大量气泡及黑色反应产物。由表可见,基体试样的平均腐蚀速率达到了9.044 1×102 g/(m2·h),而有纳米涂层的试样平均腐蚀速率仅为0.676 2×102 g/(m2·h),耐酸性提高了13.4倍。浸泡30 min后,涂层表面基本完整,只有少数几个腐蚀坑。而经封孔处理的试样,其耐酸性相对于基体及未经封闭处理的涂层均有显著提高,平均腐蚀速率仅为0.240 0×102 g/(m2·h),耐酸性相对于基体提高了37.7倍。
涂层的耐蚀性主要与涂层的相结构及孔隙率有关,热化学反应法制备的纳米陶瓷涂层均匀致密,其涂层中产生了新相MgMnSiO4、Al2SiO5、Mg2SiO4、ZnAl2O4,相对于原始相,可有效提高涂层的耐蚀性。纳米粒子的加入很好地改善了涂层的内部结构,使涂层的孔隙率大大降低,耐蚀性显著提高,对镁合金表面提供了较好的保护能力。由于热固化过程中,涂层内部发生了化学反应,有气泡和杂质生成,导致涂层表面产生了一定的孔隙,以致于浸泡过程中腐蚀液还会逐渐渗入孔隙不断腐蚀基体并破坏涂层,因此必须对涂层进行封孔处理。本试验选用的封孔剂为环氧清漆,环氧清漆封孔工艺简单,成本低廉,且清漆流动性良好,可渗入陶瓷涂层孔隙中,有效封闭孔隙。因此,涂层的耐蚀性大大提高。
3 结 论
(1)采用热化学反应法制备的纳米陶瓷涂层中有新相MgMnSiO4、Al2SiO5、Mg2SiO4、ZnAl2O4生成,具有良好的耐磨性及耐热冲击性能,其耐磨性相对于基体分别提高了1.22倍(磨粒磨损)和1.89倍(黏着磨损)。
(2)热化学反应法制备的纳米陶瓷涂层耐蚀性能优异,其耐盐性及耐酸性相对于基体分别提高了13.7倍以及13.4倍,而环氧清漆封孔后的涂层,其耐酸性相对于基体提高了37.7倍。
摘要：为增强镁合金对环境的适应性,采用热化学反应法在MB2镁合金表面制备了纳米陶瓷涂层,采用XRD分析了其相结构,并测试了涂层的耐磨性、耐蚀性及耐热冲击性。结果表明,该涂层中有新相MgMn SiO4、Al2SiO5、Mg2SiO4和ZnAl2O4生成,耐热冲击性优异,相对于基体而言,其耐磨粒磨损性提高了1.22倍,耐黏着磨损性提高了1.89倍,耐盐蚀性能提高了13.7倍,耐酸蚀性能提高了13.4倍;对涂层进行环氧清漆封闭后,其耐酸性可提高37.7倍。
关键词：镁合金,纳米Al2O3基陶瓷涂层,热化学反应法,性能
参考文献
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Al2O3工程陶瓷 篇7
为了解决镁合金耐磨、耐蚀、耐热性差等问题,经常在其表面喷上一层陶瓷层。用普通氧乙炔火焰热喷涂方法制备Al2O3/TiO2陶瓷涂层,其热源温度相对较低、陶瓷粉末熔点较高,难以完全熔化,所得涂层结合强度较差,孔隙率较高。利用自蔓延高温合成(Self-Propagating High Temperature Synthesis,简称SHS)技术喷涂,能够获得高熔点的陶瓷和金属间化合物涂层,并且可以利用反应热所形成的自粘接作用来提高涂层的致密度和结合强度[1,2]。将传统氧乙炔火焰热喷涂技术与SHS原理相结合,在喷涂材料中加入铝热剂作第二热源,喷涂时有利于促进硬质相的熔化,便于获得性能良好的陶瓷涂层,称之为SHS反应热喷涂。目前,SHS反应热喷涂在钢基体上应用较多[3,4,5,6],用于镁合金还未见报道。结合强度是涂层与基材的附着强度,孔隙率体现喷涂时粒子的熔化程度,是涂层的两项重要指标,而提高Al2O3/TiO2涂层性能的关键就是提高Al2O3和TiO2在喷涂时的熔化程度。本工作以Al/CuO型铝热剂为燃烧体系,基于其间的铝热反应,采用普通氧乙炔火焰喷涂结合SHS技术在镁合金AZ31B表面制备了Al2O3基复相陶瓷涂层,并对其结构、抗热震性、致密性和耐磨性等进行了研究。
1 试 验
1.1 材料及工艺
基体为AZ31B镁合金,尺寸为20 mm×20 mm×7 mm。
普通热喷涂所用粉末:Al2O3+13%TiO2+3%SiO2。SHS反应热所用喷涂粉末:50%( Al2O3+13%TiO2+3%SiO2)+50%Al/CuO铝热剂。在自蔓延合成反应时加入一定量的SiO2可以优化涂层性能[7],2种粉末粒度为150~250目,是最适合Al/CuO系反应热喷涂的粒度范围[8]。
对Al/CuO铝热剂进行造粒处理,使其组分密集,以便反应能更有效地进行:以7%的聚乙烯醇(PVA,聚合度1 400~1 700)水溶液为粘结剂,与粉末的质量比1 ∶5;造粒过程:铝热剂→铝热剂+陶瓷粉末→复合粉末[9]。
采用QT-E2000-7/h型火焰喷枪进行火焰喷涂,气体压力:氧气 0.80~0.90 MPa,乙炔 0.08~0.09 MPa,喷距15~20 cm,喷射角度70°~90°。
喷涂工艺:基体脱脂净化(丙酮、乙醇)→喷砂粗化→喷涂Ni/Al过渡层→预热→喷涂Al2O3基复相陶瓷层→200 ℃保温1 h,随炉冷却。
1.2 涂层性能测试
将制备的试样在箱式电阻炉中400,500 ℃恒温加热10 min,然后取出迅速淬入室温水中,如此循环进行,直至涂层出现裂纹或剥落,用循环次数表征涂层的抗热震性和结合强度;用浮力法测试涂层孔隙率以评定其致密性。
在ML-10型试验机上进行磨粒磨损试验:磨损行程80 mm,转速6 r/min,载荷1.96 N,对磨材料为800目水磨砂纸。在M-200型磨损试验机上进行黏着磨损试验,黏着干磨损:载荷294 N,加载时间10 min,摩擦轮半径19 mm,转速360 r/min,转轮材料为渗碳合金钢(60~65 HRC);黏着油磨损:载荷392 N,加载15 min,转速360 r/min,转轮材料为渗碳合金钢(60~65 HRC)。
采用D/MAX-RB型X射线衍射仪对涂层进行物相分析。
2 结果与讨论
2.1 陶瓷涂层物相
对普通热喷涂陶瓷涂层和SHS反应热喷涂陶瓷涂层的X射线衍射物相分析结果见图1。
从图1a可知,普通热喷涂陶瓷涂层中有Al3Ti等新的物相产生,这是由于普通热喷涂的温度不够高,陶瓷骨料只是内部之间发生反应,而没有足够高的温度与基体发生化学反应。从图1b可知,在SHS反应热喷涂陶瓷涂层中产生了新的物相Cu4MgO5,CuAlO2,说明陶瓷骨料与基体之间出现了一定的化学反应,SHS反应热喷涂陶瓷涂层与基体之间有一定的化学结合,不是普通热喷涂陶瓷涂层简单的机械结合。
2.2 陶瓷涂层致密性
不同工艺热喷涂的陶瓷涂层孔隙率见表1。可以看出,未经封孔的涂层孔隙率比较大,主要是因为传统火焰喷涂的火焰温度不够高,喷射速率不够大,未能有足够高的温度使喷涂材料熔化,故在基体表面形成的涂层只是一层简单的涂覆,形成的涂层具有很大的孔隙率;SHS反应热喷涂陶瓷涂层由于铝热反应能够提供大量反应热,可进一步提高喷涂材料的熔融程度,其致密度比传统陶瓷涂层的要好;将SHS反应热喷涂陶瓷涂层用清漆封孔,由于清漆在液态时可完全渗入涂层孔隙中,因此,固化后可使涂层孔隙率降至0。
2.3 陶瓷涂层热震性能
2种喷涂陶瓷涂层的热震性能见表2。由表2可知:普通热喷涂陶瓷涂层400 ℃经过30次热冲击试验后表面出现裂纹,涂层开始出现轻微脱落,而SHS反应热喷涂涂层在经过40次热冲击试验后涂层都完好无损;500 ℃时,普通热喷涂陶瓷涂层经过16次热冲击,边角就出现了轻微鼓泡,在22次时涂层就开始出现大量裂纹和脱落,SHS反应热喷涂涂层37次冲击依然完好无损。可见SHS反应热喷涂涂层耐热冲击性能比普通热喷涂陶瓷涂层要优异得多。这是因为SHS反应热喷涂是以Al/CuO系铝热剂放出的大量热为火焰喷涂中的第二热源,使Al2O3+13%TiO2陶瓷骨料有足够的温度充分熔化,这样涂层与基体之间的结合就是紧密的冶金结合,而普通热喷涂陶瓷涂层与基体之间的结合是范德华力[10,11],只是简单的物理结合。
2.4 陶瓷涂层磨粒磨损性能
AZ31B基体和2种陶瓷涂层的抗磨粒磨损性能见表3。从表3可知,普通热喷涂陶瓷涂层和SHS反应热喷涂陶瓷涂层的相对耐磨性相对耐磨性分别是AZ31B基体的3.60倍和6.48倍;SHS反应热喷涂陶瓷涂层的相对耐磨性相比普通热喷涂陶瓷涂层进一步提高。
2.5 陶瓷涂层黏着磨损性能
AZ31B基体及2种热喷涂陶瓷涂层黏着干磨损性能见表4。从表4可知,普通热喷涂陶瓷涂层与SHS反应热喷涂陶瓷涂层的相对耐磨性分别是AZ31B基体的1.76倍和3.32倍,SHS反应热喷涂陶瓷涂层的相对耐磨性比普通热喷涂陶瓷涂层有较大提高。
各试样的黏着油磨损性能见表5。从表5可知,普通热喷涂陶瓷涂层与SHS反应热喷涂陶瓷涂层的相对耐磨性分别是AZ31B基体的1.67倍和6.04倍,SHS反应热喷涂陶瓷涂层的比普通热喷涂陶瓷涂层有较大提高。黏着油磨损由于加入了润滑油,陶瓷涂层中的孔隙被填满,大大地增强了涂层的减摩润滑性能,从而提高了耐磨性。
3 结 论
(1)用SHS反应热喷涂在AZ31B表面制得了以Al2O3为主的复相陶瓷涂层,其涂层产生了新的物相Cu4MgO5,CuAlO2。
(2)SHS反应热喷涂陶瓷涂层的热震性能比普通热喷涂陶瓷涂层要好。
(3)SHS反应热喷涂陶瓷涂层的磨粒磨损性能比基体提高了6.48倍,比普通热喷涂陶瓷涂层有较大提高。
(4)SHS反应热喷涂陶瓷涂层的黏着干磨损性能比基体提高了3.32倍,黏着油磨损性能比基体提高了6.04倍,均比普通热喷涂陶瓷涂层有较大提高。
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